閆洪濤, 王永金, 劉丹丹, 齊海龍, 楊 光, 母 镕

(1. 鞍山鋼鐵集團(tuán)有限公司 東鞍山燒結(jié)廠, 遼寧 鞍山 114000; 2. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 北京 100083)

高錳鋼是一種奧氏體鋼,因其良好的沖擊性能和優(yōu)異的加工硬化性能,被廣泛用作耐磨材料[1],在高應(yīng)力沖擊工況下具有明顯的優(yōu)勢(shì),典型應(yīng)用包括球磨機(jī)、破碎機(jī)的襯板[2]、鐵路轍叉[3]等。但傳統(tǒng)高錳鋼存在初始屈服強(qiáng)度低、低應(yīng)力作用下加工硬化能力差等問題,無法滿足當(dāng)前工業(yè)發(fā)展中對(duì)材料高強(qiáng)韌性、高耐磨性的要求[4]。近年來國(guó)內(nèi)外的學(xué)者主要從添加合金元素[5-7]、調(diào)整熱處理工藝參數(shù)[8-9]、表面預(yù)變形[10-12]等方面進(jìn)行探索,以期提高高錳鋼的力學(xué)性能和耐磨性能。Cr是高錳鋼中最常見的合金元素,它的成本較低,加入鋼中可以顯著降低鋼的層錯(cuò)能,促進(jìn)變形孿晶的形成,提高加工硬化速率[13]。V的加入,主要是細(xì)化奧氏體晶粒并起到沉淀強(qiáng)化作用,形成更多的耐磨質(zhì)點(diǎn)。合金元素的加入使得高錳鋼在鑄造過程中形成更多的碳化物,會(huì)損壞鋼的韌性,需制定合理的熱處理工藝參數(shù),使其獲得良好的綜合性能。本文主要設(shè)計(jì)了一種鉻釩合金化高錳鋼,探究了奧氏體化溫度對(duì)其顯微組織、力學(xué)性能、斷裂機(jī)制及耐磨性能的影響,確定了使鉻釩合金化高錳鋼獲得最佳綜合性能的奧氏體化溫度。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用鉻釩合金化高錳鋼采用真空感應(yīng)熔煉爐冶煉鑄造成25 kg鋼錠,依據(jù)ASTM E2209-13《火花原子發(fā)射光譜法分析高錳鋼的標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法》分析其化學(xué)成分,結(jié)果如表1所示。從鋼錠上切取多個(gè)25 mm×25 mm×70 mm的試樣,分別加熱到1070、1100、1130 ℃保溫1.5 h后,完全浸入水中進(jìn)行淬火冷卻到室溫。從不同奧氏體化溫度處理后的試驗(yàn)鋼上切取金相試樣、拉伸試樣、U口沖擊試樣和沖擊磨料磨損試樣。

表1 試驗(yàn)用鉻釩合金化高錳鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 Chemical composition of the tested chromium-vanadium alloyed high manganese steel (mass fraction, %)

金相試樣經(jīng)研磨、拋光后采用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精進(jìn)行侵蝕,用ZEISS Axio Cam MRc5光學(xué)顯微鏡和ZEISS EVO18掃描電鏡觀察其顯微組織。在CMT4105電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),拉伸速率為10-3s-1。在擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn),試樣采用標(biāo)準(zhǔn)U型缺口,尺寸為10 mm×10 mm×55 mm。用布氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試,試驗(yàn)用硬度計(jì)壓頭直徑為φ5 mm,壓力為750 N,保載時(shí)間為10 s。采用顯微維氏硬度計(jì)測(cè)量試樣截面的顯微硬度變化情況,試驗(yàn)載荷砝碼為500 g,保載時(shí)間為15 s。拉伸、沖擊試驗(yàn)分別依據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》和GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行。

在MLD-10型動(dòng)載磨料磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖擊磨料磨損試驗(yàn),選用沖擊功分別為0.5、1.5、2.5和3.5 J。上試樣為試驗(yàn)材料,尺寸為10 mm×10 mm×30 mm,表面磨光。下試樣為45鋼(淬火后)。試驗(yàn)時(shí),下試樣以200 r/min的速度旋轉(zhuǎn),上試樣以200 次/min的頻率沖擊下試樣,磨料以40 kg/h的流量流入兩試樣之間,磨料是粒度為18目的石英砂。單個(gè)試樣磨損時(shí)間為2 h。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 奧氏體化溫度范圍的確定

根據(jù)鉻釩合金化高錳鋼的實(shí)測(cè)成分,采用Jmat Pro軟件計(jì)算試驗(yàn)鋼在不同溫度下各相的質(zhì)量分?jǐn)?shù),結(jié)果如圖1所示?？梢钥闯?在凝固過程中奧氏體首先從液相中析出,析出溫度約為1370 ℃。隨溫度降低,奧氏體質(zhì)量分?jǐn)?shù)不斷增加,約冷卻至1165 ℃時(shí),獲得單相奧氏體組織,當(dāng)溫度冷卻至1060 ℃時(shí),開始析出M7C3型碳化物。溫度從1060 ℃降到500 ℃過程中,奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和M7C3型碳化物。該軟件計(jì)算結(jié)果為平衡狀態(tài)下各相在不同溫度下的含量,而在實(shí)際鑄造過程中鑄件的冷卻速度較快,其組織往往達(dá)不到平衡狀態(tài)的特征,故該軟件計(jì)算結(jié)果僅為奧氏體化溫度范圍的選擇提供一定的指導(dǎo)作用。在熱處理溫度選擇過程中,為獲得單相奧氏體,同時(shí)防止晶粒過度長(zhǎng)大,出現(xiàn)脫碳、過熱甚至過燒現(xiàn)象,在1070～1150 ℃之間,選取3個(gè)奧氏體化溫度,分別為1070、1100和1130 ℃。

圖1 試驗(yàn)鋼的平衡相圖Fig.1 Equilibrium phase diagram of the tested steel

2.2 奧氏體化溫度對(duì)顯微組織的影響

圖2為試驗(yàn)鋼在鑄態(tài)和不同溫度奧氏體化后的顯微組織。在光學(xué)顯微鏡下,試驗(yàn)鋼的鑄態(tài)組織中含有較多的碳化物,分布在奧氏體晶粒內(nèi)部和晶界上,晶界上的碳化物呈網(wǎng)狀分布且碳化物尺寸較大,會(huì)嚴(yán)重?fù)p壞試驗(yàn)鋼的沖擊性能。隨著奧氏體化溫度的提高,碳化物的數(shù)量逐漸減少,碳化物尺寸也逐漸減小,在奧氏體化溫度為1070 ℃和1100 ℃時(shí),碳化物呈點(diǎn)狀或短線狀分布在奧氏體基體上,且碳化物分布比較均勻。奧氏體化溫度達(dá)到1130 ℃時(shí),碳化物基本完全溶解在奧氏體基體當(dāng)中,奧氏體晶粒內(nèi)部存在少量的點(diǎn)狀碳化物。利用Nano Measurer軟件測(cè)量鑄態(tài)和不同奧氏體化溫度后試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸,結(jié)果如表2所示。鑄造狀態(tài)下高錳鋼晶粒粗大,經(jīng)過奧氏體化后,大尺寸的碳化物溶解釋放部分碳原子和合金原子,原子通過擴(kuò)散再結(jié)合成較多尺寸較小的碳化物,提供了更多的形核位置,從而使奧氏體晶粒得到細(xì)化,而當(dāng)奧氏體化溫度過高時(shí),奧氏體晶粒長(zhǎng)大且碳化物基本溶解,導(dǎo)致1130 ℃時(shí)晶粒過于粗大。

圖2 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化后的顯微組織(a)鑄態(tài);(b)1070 ℃;(c)1100 ℃;(d)1130 ℃Fig.2 Microstructure of the tested steel after austenitizing at different temperatures(a) as cast; (b) 1070 ℃; (c) 1100 ℃; (d) 1130 ℃

表2 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化1.5 h后的晶粒尺寸Table 2 Grain size of the tested steel after austenitizing at different temperatures for 1.5 h

圖3是掃描電鏡下試驗(yàn)鋼經(jīng)1100 ℃奧氏體化后的形貌及EDS能譜。試驗(yàn)鋼經(jīng)1100 ℃奧氏體化之后,碳化物并沒有完全溶解在奧氏體基體當(dāng)中,晶界上和晶粒內(nèi)部仍然存在呈顆粒狀或短棒狀聚集的碳化物。根據(jù)EDS能譜結(jié)果顯示,點(diǎn)1處成分主要是VC和Fe、Cr、Mn的復(fù)雜碳化物。類似于點(diǎn)1處小尺寸碳化物的存在,可以對(duì)奧氏體基體起到彌散強(qiáng)化的作用,同時(shí)碳化物硬度較高可以作為耐磨相,提高試驗(yàn)鋼的耐磨性能。此外在奧氏體晶界上點(diǎn)2處檢測(cè)到其S、Mn元素的含量較高,且Fe的含量很低,說明凝固過程中在晶界處形成了MnS夾雜物,但從圖3(a)中發(fā)現(xiàn),該硫化物夾雜的尺寸不大,對(duì)試驗(yàn)鋼的韌性影響較小。

圖3 試驗(yàn)鋼在1100 ℃奧氏體化后的SEM圖(a)及EDS能譜(b,c)(b)點(diǎn)1;(c)點(diǎn)2Fig.3 SEM image(a) and EDS energy spectrum(b, c) of the tested steel after austenitizing at 1100 ℃(b) point 1; (c) point 2

2.3 奧氏體化溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

試驗(yàn)鋼在鑄態(tài)及不同溫度奧氏體化后的力學(xué)性能如表3所示。奧氏體化之后,由于碳化物的溶解使合金元素固溶于奧氏體中,起到固溶強(qiáng)化的作用,使得試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度相比于鑄態(tài)升高。而隨著奧氏體化溫度的升高,試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和硬度逐漸下降,在1070 ℃時(shí)為最大值。結(jié)合光鏡下的顯微組織分析,奧氏體化溫度升高時(shí),晶粒逐漸粗化,碳化物彌散質(zhì)點(diǎn)減少,使得晶粒細(xì)化作用和沉淀強(qiáng)化作用減弱,從而導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度下降。

表3 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化后的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of the tested steel after austenitizing at different temperatures

奧氏體化之后,試驗(yàn)鋼的沖擊性能相比鑄態(tài)顯著提高,且隨著奧氏體化溫度的升高逐漸增加,在1130 ℃時(shí),試驗(yàn)鋼的沖擊吸收能量達(dá)到最大,為207.2 J,為鑄態(tài)的10.5倍。這是由于晶界碳化物的溶解使脆性相逐漸消失,在1130 ℃下得到了奧氏體組織和少量尺寸細(xì)小、分布彌散的碳化物。在1130 ℃奧氏體化時(shí),晶粒過度長(zhǎng)大粗化,晶粒間協(xié)調(diào)變形能力減弱,導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的塑性相對(duì)另外兩個(gè)奧氏體化溫度有所降低。根據(jù)室溫拉伸試驗(yàn)得到了試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線,如圖4所示,試驗(yàn)鋼的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線中沒有出現(xiàn)明顯的屈服平臺(tái)。

圖4 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化后的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.4 Engineering stress-strain curves of the tested steel after austenitizing at different temperatures

用掃描電鏡對(duì)鑄態(tài)及不同溫度奧氏體化后試驗(yàn)鋼的沖擊斷口形貌進(jìn)行觀察,如圖5所示。鑄態(tài)下試驗(yàn)鋼的沖擊斷口形貌特征以解理臺(tái)階為主,存在光滑的解理面,結(jié)合此時(shí)試驗(yàn)鋼的沖擊吸收能量為19.6 J,其斷裂形式為脆性解理斷裂。在奧氏體化溫度為1070 ℃時(shí),試驗(yàn)鋼斷口上存在部分韌窩區(qū)和準(zhǔn)解理區(qū),準(zhǔn)解理區(qū)由很多短而彎的撕裂棱構(gòu)成,此時(shí)試驗(yàn)鋼的斷裂形式為準(zhǔn)解理斷裂,是一種不連續(xù)的穿晶斷裂。隨著奧氏體化溫度的升高,斷口上韌窩數(shù)量逐漸增多,韌窩區(qū)域擴(kuò)大。當(dāng)奧氏體化溫度為1130 ℃時(shí),沖擊斷口上存在部分大韌窩及大量的等軸小韌窩,韌窩尺寸不一、相間排列,是由斷裂過程中顯微孔洞的形核與長(zhǎng)大所致。此時(shí)試驗(yàn)鋼的沖擊吸收能量為207.2 J,其斷裂形式轉(zhuǎn)變?yōu)槲⒖拙奂偷捻g性斷裂。試驗(yàn)鋼斷裂形式的轉(zhuǎn)變主要是因?yàn)殡S著奧氏體化溫度的升高,碳化物的數(shù)量、尺寸不斷減小,形狀也得到改善,晶粒間的結(jié)合力增強(qiáng)。脆性相的不斷消失,使得試驗(yàn)鋼斷裂時(shí)裂紋源減少,裂紋的形成和擴(kuò)展變得困難。

圖5 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化后的沖擊斷口形貌(a)鑄態(tài);(b)1070 ℃;(c)1100 ℃;(d)1130 ℃Fig.5 Impact fracture morphologies of the tested steel after austenitizing at different temperatures(a) as cast; (b) 1070 ℃; (c) 1100 ℃; (d) 1130 ℃

2.4 奧氏體化溫度對(duì)耐磨性能的影響

試驗(yàn)鋼經(jīng)1070 ℃和1100 ℃奧氏體化后,硬度下降不多且沖擊性能得到了明顯提升,而在奧氏體化溫度為1130 ℃時(shí)硬度下降明顯,因此對(duì)前兩個(gè)溫度奧氏體化后的試驗(yàn)鋼進(jìn)行沖擊磨料磨損試驗(yàn),進(jìn)一步探究奧氏體化溫度對(duì)試驗(yàn)鋼耐磨性能的影響。通常用單位時(shí)間內(nèi)磨損量(w)的倒數(shù)來表示材料的耐磨性能(ε),即ε=1/w。本文采用試驗(yàn)鋼在2 h內(nèi)總磨損量的倒數(shù)來表示試驗(yàn)鋼的耐磨性,其單位為g-1。不同溫度奧氏體化后的試驗(yàn)鋼在不同沖擊功下磨損2 h后的磨損量及耐磨性變化情況如圖6所示。沖擊功在0.5～3.5 J范圍內(nèi)變化時(shí),隨著沖擊功的增大,在不同奧氏體化溫度下,試驗(yàn)鋼的耐磨性都呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢(shì)。對(duì)比不同奧氏體化工藝下的試驗(yàn)鋼,在低沖擊功下(0.5、1.5 J),1100 ℃奧氏體化的試驗(yàn)鋼耐磨性能更好,而在高沖擊功下(2.5、3.5 J),1070 ℃奧氏體化的試驗(yàn)鋼耐磨性能更好。

圖6 不同奧氏體化溫度下試驗(yàn)鋼總磨損量及耐磨性與沖擊功的關(guān)系Fig.6 Relationship between total wear amount and wear resistance of the tested steel after austenitizing at different temperatures with impact energy

高錳鋼在沖擊磨料磨損的工況下,其磨損表層會(huì)產(chǎn)生加工硬化,使材料表層硬度升高。為探究試驗(yàn)鋼在不同沖擊功下的加工硬化情況,以磨損表面為基準(zhǔn)面,沿垂直于磨損表面方向進(jìn)行顯微硬度測(cè)量。從距磨損表面100 μm處開始,每隔200 μm打壓痕測(cè)量其硬度,共取20個(gè)點(diǎn),試驗(yàn)鋼在不同沖擊功下顯微硬度梯度變化情況如圖7所示。由圖7和表4可知,隨著沖擊功的升高,磨損前后表面與心部硬度差值逐漸升高,硬化層厚度也逐漸加深。

圖7 不同奧氏體化溫度處理后試驗(yàn)鋼在不同沖擊功作用下的顯微硬度梯度變化Fig.7 Change of microhardness gradient of the tested steel austenitized at different temperatures under different impact energies

表4 不同沖擊功作用磨損后試驗(yàn)鋼磨損表層與心部硬度差(HV0.5)Table 4 Difference in hardness between surface and core of the tested steel under abrasion with different impact energies (HV0.5)

隨沖擊功增大,試驗(yàn)鋼磨損后表層與心部硬度差值增長(zhǎng)趨勢(shì)逐漸放緩,即試驗(yàn)鋼的加工硬化程度趨于飽和。在加工硬化效果達(dá)到飽和之后,沖擊功繼續(xù)增加會(huì)導(dǎo)致試樣的磨損量進(jìn)一步增加,耐磨性能下降[14],因此不同溫度奧氏體化后試驗(yàn)鋼的耐磨性能都呈現(xiàn)出先升后降的特點(diǎn)。對(duì)比兩個(gè)奧氏體化溫度下的試驗(yàn)鋼,在低沖擊功(0.5、1.5 J)下,奧氏體化溫度為1100 ℃時(shí)試驗(yàn)鋼的加工硬化速率較快,磨損表面硬度更高且硬化層厚度更深,因此具有更好的耐磨性能。而在高沖擊功(2.5、3.5 J)下,奧氏體化溫度為1070 ℃的試驗(yàn)鋼磨損表面硬度和硬化層厚度略高,使其耐磨性能優(yōu)于1100 ℃奧氏體化的試驗(yàn)鋼。

3 結(jié)論

1) 鉻釩合金化高錳鋼的鑄態(tài)組織由奧氏體和大量大尺寸的網(wǎng)狀碳化物組成。奧氏體化保溫時(shí)間一定時(shí),隨著奧氏體化溫度的升高,碳化物的數(shù)量逐漸減少,尺寸逐漸減小,形態(tài)也得到改善。1130 ℃奧氏體化時(shí),奧氏體基體中有少量的點(diǎn)狀碳化物存在,同時(shí)晶粒變得十分粗大。

2) 隨著奧氏體化溫度的升高,試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和硬度不斷下降,斷后伸長(zhǎng)率和沖擊性能不斷提高。在1070 ℃奧氏體化時(shí),試驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度為831 MPa,屈服強(qiáng)度為460 MPa,硬度為256.6 HBW。隨著奧氏體化溫度提高,試驗(yàn)鋼斷裂形式逐漸由鑄態(tài)的脆性解理斷裂,轉(zhuǎn)變?yōu)闇?zhǔn)解理斷裂,再轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂。

3) 在磨料磨損試驗(yàn)過程中隨著沖擊功的增大,在不同奧氏體化溫度下,試驗(yàn)鋼的耐磨性都呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢(shì),磨損前后表面硬度差值逐漸升高,硬化層厚度逐漸加深,試驗(yàn)鋼加工硬化效果趨于飽和。在低沖擊功下(0.5、1.5 J),1100 ℃奧氏體化的試驗(yàn)鋼耐磨性能更好,而在高沖擊功下(2.5、3.5 J),1070 ℃奧氏體化的試驗(yàn)鋼耐磨性能更好。